Principes métallurgiques clés pour optimiser le traitement thermique des aciers

Principes métallurgiques dans le traitement thermique des aciers

Le traitement thermique des aciers vise à obtenir les modifications souhaitées des propriétés de la structure métallurgique. Par ce traitement, les aciers subissent des changements intenses de leurs propriétés. Des structures d'acier très stables s'obtiennent généralement lorsque l'acier est chauffé à l'état austénitique à haute température, puis refroidi lentement dans des conditions proches de l'équilibre. Ce type de traitement, généralement appelé recuit ou normalisation, produit une structure présentant un faible niveau de contraintes résiduelles piégées dans l'acier, et les structures peuvent être prédites à partir du diagramme d'équilibre Fe (fer)-C (carbone). Cependant, les propriétés les plus recherchées dans les aciers sont la résistance et la dureté élevées, qui s'accompagnent généralement de niveaux élevés de contraintes résiduelles. Celles-ci sont dues aux structures métastables produites par un refroidissement hors équilibre ou une trempe depuis l'état austénitique.

Structure cristalline et phases

La structure cristalline du fer pur à l'état solide existe sous deux formes allotropiques. De la température ambiante jusqu'à 910 °C, le fer possède un réseau cubique centré (bcc) et est appelé α-fer. À 910 °C, les cristaux d'α-fer se transforment en cristaux de γ-fer possédant un réseau cubique à faces centrées (fcc). Les cristaux γ restent stables jusqu'à 1400 °C. Au-delà, ils reprennent un réseau bcc connu sous le nom de cristaux δ. Les cristaux δ ne diffèrent des cristaux α que par leur domaine de température d'existence. Le fer possède deux constantes de réseau : (i) 0,286 nm pour les réseaux bcc (α-fer, δ-fer), et (ii) 0,364 nm pour les réseaux fcc (γ-fer). À basses températures, l'α-fer présente une forte caractéristique ferromagnétique. Celle-ci disparaît lorsqu'il est chauffé à environ 770 °C, le réseau perdant son ordre de spin ferromagnétique. L'état du fer au-dessus de 770 °C est appelé β-fer. Le réseau des cristaux β paramagnétiques est identique à celui des cristaux α.

Lors du passage d'une forme à l'autre, le fer est capable de sous-refroidissement. Cela entraîne une différence dans la position des points de transformation au chauffage et au refroidissement. Cette différence dépend de la vitesse de refroidissement et est appelée hystérésis. Les lettres « c » et « r » indiquent si la transformation est due au chauffage ou au refroidissement. De plus, le changement de densité de l'α-fer lors de sa transformation en γ-fer entraîne un changement brutal du volume du matériau. Parfois, cela engendre des contraintes dépassant la limite d'élasticité et menant à la rupture. La densité du γ-fer est environ 4 % supérieure à celle de l'α-fer.

Diagramme d'équilibre fer-carbone

La structure des aciers, qui sont des alliages Fe-C, peut contenir soit du carbone pur (graphite), soit un composé chimique appelé cémentite (Fe₃C) comme constituant enrichi en carbone. La cémentite est présente même dans les aciers refroidis relativement lentement (un maintien prolongé à haute température est généralement nécessaire pour décomposer Fe₃C en Fe et C). Pour cette raison, le diagramme Fe-C est fréquemment traité comme le diagramme d'équilibre Fe-Fe₃C. Le diagramme Fe-C est stable, tandis que le diagramme Fe-Fe₃C est métastable. Le diagramme d'équilibre Fe-C incorporant à la fois le diagramme stable Fe-C et le diagramme métastable Fe-Fe₃C est donné à la figure 1. Les lignes en pointillés représentent le diagramme stable Fe-C, et les lignes pleines le diagramme métastable Fe-Fe₃C.

Fig 1 Diagramme fer-carbone

Dans le diagramme métastable Fe-Fe₃C, les réseaux des formes allotropiques du fer (δ, γ et α) servent de sites de formation des solutions solides de carbone dans le δ, γ et α-fer. Lorsque des aciers pauvres en carbone cristallisent, les cristaux de la solution solide δ précipitent au liquidus AB et au solidus AH. La solution solide δ a un réseau bcc. À la température maximale de 1490 °C, la solution δ contient 0,1 % de C (point H). À 1490 °C, une réaction péréctique a lieu entre la solution δ saturée et le liquide contenant 0,5 % de C (point B). Il en résulte la formation de la solution solide γ du carbone dans le γ-fer, contenant 0,18 % de C (point I).

Si la teneur en carbone est supérieure à 0,5 %, la solution solide γ cristallise directement depuis le liquide (au liquidus BC et solidus IE). À 1130 °C, la solubilité limite du carbone dans le γ-fer est proche de 2,0 % (point E). La diminution de température depuis 1130 °C abaisse la solubilité du carbone dans le γ-fer selon la ligne ES. À 723 °C, la solubilité du carbone est de 0,8 % (point S). La ligne ES correspond à la précipitation de Fe₃C depuis la solution γ.

À mesure que la teneur en carbone augmente, la température à laquelle le réseau γ se transforme en réseau α diminue, et la transformation se produit sur l'intervalle de température correspondant aux courbes GS et GP. La courbe de précipitation de la phase α (GS) intersecte la courbe de précipitation de Fe₃C (ES). Le point S est un point eutectoïde aux coordonnées 723 °C et 0,80 % de C. À ce point, une solution α saturée et Fe₃C précipitent simultanément pour former la solution γ de concentration eutectoïde. Le réseau de la solution solide α est identique à celui de la solution solide δ. À la température eutectoïde de 723 °C, la solution solide α contient 0,02 % de C (point P).

Un refroidissement supplémentaire abaisse la solubilité du carbone dans l'α-fer, et à température ambiante, elle n'égale qu'une infime fraction de pourcentage (point D). Lorsque la teneur en carbone est de 2 % à 4,3 %, la cristallisation commence par la précipitation de la solution γ à la ligne BC. Une augmentation de la teneur en carbone au-dessus de 4,3 % provoque la précipitation de Fe₃C à la ligne CD. La précipitation de la phase primaire excédentaire dans tous les alliages ferreux contenant plus de 2,0 % de C est suivie d'une cristallisation eutectique de la solution γ et de Fe₃C au point C, dont les coordonnées sont 1130 °C et 4,3 % de C. La ligne Ao est associée à une transformation magnétique, transition de l'état ferromagnétique à l'état paramagnétique.

Dans le cas du diagramme d'équilibre stable Fe-C, en raison de vitesses de refroidissement très faibles, le carbone (graphite) peut cristalliser directement depuis le liquide. Un mélange eutectique d'austénite et de graphite se forme alors au lieu de l'eutectique austénite-cémentite. Les lignes en pointillés de la figure 1 symbolisent le système Fe-graphite. Ces lignes se situent à des températures plus élevées que celles du système Fe-Fe₃C, ce qui confirme la plus grande stabilité et la proximité d'un équilibre complet du système Fe-graphite. Cela est également étayé par le fait que le chauffage d'aciers à haute teneur en carbone contenant beaucoup de Fe₃C entraîne sa décomposition selon l'équation Fe₃C = 3Fe + C.

À des vitesses de refroidissement intermédiaires, une partie de l'acier peut cristalliser selon le système graphite et l'autre selon le système cémentite. Les lignes d'équilibre de phase des deux systèmes peuvent être déplacées selon les vitesses de refroidissement particulières. Un déplacement marqué est visible pour les lignes de précipitation de la solution solide de carbone dans le γ-fer (austénite). C'est pourquoi le diagramme ne s'applique pleinement qu'aux aciers soumis à un refroidissement relativement lent.

Influence du carbone

La solubilité maximale du carbone dans l'α-fer est observée à 721 °C et équivaut à 0,018 % de C. Soumis à la trempe, le carbone peut rester dans la solution solide α, mais la précipitation des phases commence rapidement par un mécanisme de vieillissement. Dans une solution solide, le carbone peut former soit (i) une solution homogène, distribution interstitielle statistiquement uniforme, cas rare, soit (ii) une solution inhomogène, avec formation d'amas aux endroits où la structure du réseau cristallin est perturbée (joints de grains, dislocations). Ce dernier est l'état le plus probable de la solution solide. Les amas ainsi formés représentent un obstacle au mouvement des dislocations lors de la déformation plastique et sont responsables d'un développement inhomogène de la déformation au début de l'écoulement plastique.

Pour analyser l'influence de la teneur en carbone sur les alliages Fe-C, chaque composant structural doit être considéré. Les aciers refroidis lentement comprennent de la ferrite et de la cémentite, ou de la ferrite et du graphite.

La ferrite est plastique. À l'état recuit, elle présente un allongement important (environ 40 %), est tendre (dureté Brinell 65-130 selon la dimension cristalline), et est fortement ferromagnétique jusqu'à 770 °C. À 723 °C, 0,22 % de carbone se dissolvent dans la ferrite, mais à température ambiante, il ne reste que quelques millièmes de pourcentage de carbone en solution.

La cémentite est cassante et présente une dureté plus élevée (dureté Brinell environ 800). Elle est faiblement magnétique jusqu'à 210 °C et est un mauvais conducteur d'électricité et de chaleur. Elle possède un réseau rhombique complexe. On distingue normalement : (i) la Fe₃C primaire, qui cristallise depuis le liquide à la ligne CD, (ii) la Fe₃C secondaire, qui précipite de la solution γ à la ligne ES, et (iii) la Fe₃C tertiaire, qui précipite de la solution α à la ligne PQ.

Le graphite est tendre. Il est un mauvais conducteur d'électricité mais conduit bien la chaleur. Le graphite ne fond pas même à des températures de 3000 °C à 3500 °C. Il possède un réseau hexagonal avec un rapport d'axes c/a supérieur à 2.

L'austénite est tendre (mais plus dure que la ferrite) et ductile. L'allongement de l'austénite varie de 40 % à 50 %. Elle a une conductivité thermique et électrique inférieure à celle de la ferrite, et est paramagnétique. L'austénite possède un réseau fcc.

La structure de l'acier contenant 0 % à 0,02 % de C consiste en ferrite et Fe₃C tertiaire. Une augmentation supplémentaire de la teneur en carbone entraîne l'apparition d'un nouveau composant structural : l'eutectoïde de ferrite et Fe₃C (perlite). La perlite apparaît d'abord sous forme d'inclusions séparées entre les grains de ferrite, puis, à 0,8 % de C, occupe tout le volume. La perlite caractérise un mélange biphasique, généralement à structure lamellaire. Lorsque la teneur en carbone de l'acier dépasse 0,8 %, de la Fe₃C secondaire se forme avec la perlite. La Fe₃C secondaire a une forme d'aiguilles. La quantité de Fe₃C augmente avec la teneur en carbone. À 2 % de C, elle occupe 18 % du champ de vision du microscope. Un mélange eutectique apparaît lorsque la teneur en carbone dépasse 2 %. Dans les aciers refroidis rapidement, toute la phase excédentaire (ferrite ou Fe₃C) n'a pas le temps de précipiter avant la formation de l'eutectoïde.

Les alliages à 3,6 % de C contiennent de la lépidérite (mélange eutectique de solution solide de carbone dans le γ-fer et Fe₃C). Ces alliées sont plus proprement classés parmi les fontes blanches hypoeutectoïdes.

Températures critiques (de transformation)

Le carbone a un effet notable sur les transformations du fer à l'état solide. La position des lignes GS et NL dans le diagramme Fe-C montre qu'une augmentation de la teneur en carbone abaisse le point A3 et élève le point A4 par rapport à leurs homologues de la figure 1. Ainsi, le carbone étend la plage de température de la phase δ.

Lors de la formation d'un eutectoïde (perlite), les courbes de chauffage et de refroidissement montrent un palier, noté point A1 (Ac1 au chauffage, Ar1 au refroidissement). Ce phénomène se produit à 0,9 % de C (point S du diagramme Fe-C). La précipitation de ferrite dans les aciers hypoeutectoïdes (au franchissement de la ligne GOS) apparaît sur les courbes de chauffage et refroidissement sous forme d'une inflexion notée point A3, correspondant à la transformation γ-α dans le fer pur. La précipitation de Fe₃C (franchissement de la ligne ES), qui précède la précipitation eutectoïde, se voit sur la courbe de refroidissement comme une faible inflexion désignée point Acm (Ac,cm au chauffage, Ar,cm au refroidissement). L'ajout de carbone a peu d'influence sur la température de transformation magnétique (point A2). Ainsi, la ligne MO correspond à la transformation magnétique dans les aciers à faible teneur en carbone. Dans les alliages à teneur en carbone plus élevée, cette transformation se produit sur la ligne GOS, correspondant au début de la précipitation de ferrite. Si la teneur en carbone dépasse celle du point S, la transformation magnétique coïncide avec la température A1.

La cémentite subit une transformation magnétique. Quelle que soit la teneur en carbone, elle a lieu à 210-220 °C, sans hystérésis marquée, comme la transformation magnétique du fer pur au point A2.

Transformation structurale dans les aciers

Lorsqu'un acier doit être durci, il est chauffé à haute température pour convertir toute la structure en phase austénite, structure monophasée de Fe et C stable à haute température. Si cet acier chauffé est refroidi lentement, l'austénite se transforme en perlite, phase d'équilibre à température ambiante. Une structure perliteuse est une structure recuite, relativement tendre avec de faibles propriétés physiques. Si l'acier chauffé est refroidi très vite, une structure dure et résistante appelée martensite se forme, phase métastable de carbone dissous dans le fer. Cette phase peut être revenue pour produire une structure de dureté inférieure, moins cassante. Des vitesses de refroidissement intermédiaires produisent d'autres structures comme la bainite, bien que ce type de structure ne soit produit en quantité que dans les aciers alliés. L'acier eutectoïde produit principalement de la martensite ou de la perlite, selon la vitesse de refroidissement.

Transformation austénite-perlite

La transformation du réseau fcc de l'austénite en réseau bcc de la ferrite est entravée par la présence de carbone dissous dans l'austénite. Le réseau austénitique a assez d'espace pour accueillir les atomes de carbone au centre de la maille. Le réseau bcc de la ferrite n'a pas cet espace. Par conséquent, la solubilité du carbone diminue considérablement lors de la transition austénite-ferrite. Pendant la transformation β-α, presque tout le carbone précipite du réseau austénitique. Selon le diagramme métastable Fe-Fe₃C, il précipite sous forme de cémentite. Cette transformation peut être définie par trois voies interconnectées : (i) transformation du réseau γ-fer en réseau α-fer, (ii) précipitation du carbone sous forme de Fe₃C, et (iii) coagulation des carbures.

À la température du point A1, les transformations par les voies (i) et (ii) se produisent presque simultanément, formant un mélange lamellaire de ferrite et cémentite. Les atomes de carbone dissous sont distribués aléatoirement dans le réseau. La Fe₃C nucléose dans les zones riches en carbone et la ferrite dans les zones pauvres en carbone. Une telle redistribution du carbone se fait par diffusion et dépend de la température et du temps.

Lorsqu'un acier hypoeutectoïde contenant moins de 0,8 % de C est soumis à un refroidissement lent, la transformation commence par la formation de ferrite au joint de grain, qui agit comme centre de cristallisation. Le carbone est repoussé à l'intérieur du cristallite. Au fur et à mesure que la ferrite précipite, une concentration nécessaire à sa formation est atteinte dans le volume central. Dans un acier hypereutectoïde (C > 0,8 %) refroidi lentement, au franchissement de la ligne ES, la Fe₃C commence à précipiter au joint de grain, qui sert aussi de site de cristallisation.

La vitesse de diffusion du carbone dans les réseaux du γ-fer et α-fer diminue rapidement à mesure que la température baisse, le coefficient de diffusion dépendant de la température. En présentant une vitesse de refroidissement appropriée, le sous-refroidissement peut être accru au point de rendre la formation de perlite impossible.

Dans la gamme de basses températures, le mécanisme de transformation et les caractéristiques de la structure formée dépendent uniquement de la température à laquelle la transformation a lieu. En considérant le degré de sous-refroidissement, on distingue trois plages de température de transformation : (i) plage perlite, (ii) plage intermédiaire, et (iii) plage martensitique. Une transition continue d'un mécanisme à un autre peut se produire sur ces plages. Les processus de transformation dépendent fortement de la teneur en carbone et autres éléments. Ils peuvent commencer par un mécanisme rapide et se terminer par un plus lent.

Dans la plage perlite, la transformation se caractérise par la formation simultanée d'un mélange ferrite-carbure. De la ferrite ou du carbure libre peut précipiter au joint de grain d'austénite. La formation et la croissance des deux phases sont contrôlées par des processus de diffusion. La diffusion du fer et d'autres éléments joue un rôle significatif. La finesse de la structure s'améliore à mesure que la température baisse, jusqu'à ce qu'un temps plus long soit requis pour la cristallisation par diffusion de la ferrite et des carbures.

La perlite est un mélange mécanique de lames de ferrite et de carbure formé par transformation dans la plage perlite. La vitesse de formation des noyaux de cristallisation de la perlite dépend de la sursaturation de l'austénite en carbure, qui augmente à mesure que la température baisse, et de la vitesse de diffusion, qui diminue avec la température. La croissance des îlots de perlite dépend principalement de la vitesse de diffusion des atomes de carbone et de fer. Les autres facteurs sont : (i) le degré de sursaturation et (ii) l'avantage d'énergie libre lors de la formation de ferrite. Les îlots de perlite grandissent non seulement par formation de nouvelles lames mais aussi par croissance supplémentaire des lames existantes dans toutes les directions. Les lames de carbure croissent plus vite que celles de ferrite.

Le processus de formation de la perlite commence par la formation de noyaux de ferrite. Des alternances multiples de nucléation de lames de ferrite et cémentite et de ramification des lames des deux phases conduisent à la formation de lames de perlite planes-parallèles et en éventail. Les noyaux de perlite apparaissent principalement dans les régions du réseau présentant des défauts de structure cristalline : joints de grains, carbures insolubles, ou inclusions non métalliques. Une caractéristique très importante de la perlite est l'espacement lame-à-lame. Les propriétés de résistance de l'acier s'améliorent avec une diminution de cet espacement.

La vitesse de formation des centres de cristallisation de Fe₃C et de ferrite dans la plage perlite s'accélère à mesure que la température baisse. L'espacement lame-à-lame diminue quand la finesse de la structure augmente.

Une caractéristique importante affectant les propriétés de l'acier est la dimension de la colonie de perlite. Une diminution de la dimension de la colonie s'accompagne d'une augmentation de la résilience et d'une diminution de la fragilité. La température critique de fragilité dépend de la morphologie de la perlite. Ainsi, une perlite à résistance relativement élevée se forme dans le cas de la rupture des lames de ferrite et cémentite, créant une haute densité de dislocations à l'intérieur de la ferrite.

Une meilleure résistance à la rupture de la perlite est obtenue par sphéroïdisation des particules de Fe₃C. La sphéroïdisation peut être facilitée par la déformation de la perlite, un chauffage ultérieur et un maintien à une température proche de Ac1. Une autre méthode offrant une résistance et une ductilité relativement élevées consiste en une déformation pendant la transformation perliteuse, conduisant à la formation d'une structure polygonale et à la sphéroïdisation de la cémentite. La limite d'élasticité (Re) du mélange ferrite-perlite dépend des propriétés de la ferrite et de la perlite de manière additive.

Transformation de l'austénite

Lors de la transformation de l'austénite dans les aciers hypoeutectoïdes et hypereutectoïdes, la transformation perliteuse est précédée par la précipitation des phases excédentaires : ferrite et cémentite secondaire. La quantité relative de phase excédentaire structuralement libre dépend du degré de sous-refroidissement de l'austénite. La quantité de ferrite excédentaire ou de Fe₃C diminue avec l'augmentation de la vitesse de refroidissement. Avec un degré de sous-refroidissement adéquat, la formation d'une phase excédentaire comme composant structural indépendant peut être évitée.

Lorsqu'un acier hypoeutectoïde contenant peu d'austénite eutectoïde est exposé à un refroidissement lent, la ferrite eutectoïde croît sur les grains de ferrite excédentaire et la Fe₃C eutectoïde reste sous forme de couches structuralement libres au joint de grain. Dans l'acier hypereutectoïde, l'eutectoïde peut aussi subir une dégénérescence structurale. La cémentite formée par précipitation eutectoïde sous un refroidissement très faible sous le point A1 (au-dessus de 700 °C) se dépose sur la cémentite secondaire. Des zones de ferrite structuralement libre sont observées. Cette transformation eutectoïde, accompagnée de séparation des phases, est considérée comme anormale. Dans une transformation eutectoïde normale, ferrite et Fe₃C croissent ensemble sous forme de colonies avec alternance régulière des deux phases. En cas de transformation inhabituelle, un mélange grossier de ferrite et Fe₃C n'a pas de structure eutectoïde distinctive. Le mécanisme peut passer d'anormal à normal pendant la transformation eutectoïde. Ainsi, avec un refroidissement rapide et un sous-refroidissement prononcé de l'austénite, la transformation anormale peut être totalement supprimée.

En cas de ferrite excédentaire dans les aciers hypoeutectoïdes, la ferrite se trouve sous deux formes : (i) grains compacts équiaxes, et (ii) lames de Widmanstätten orientées. Les précipités compacts de ferrite hypoeutectoïde apparaissent principalement au joint de grain d'austénite, tandis que les lames de Widmanstätten se forment à l'intérieur des grains. La ferrite de Widmanstätten n'est observée que dans les aciers à moins de 0,4 % de C et à grains d'austénite plutôt grossiers. À mesure que les dimensions des grains d'austénite diminuent, la part de ferrite sous forme de grains équiaxes augmente. La ferrite de Widmanstätten se forme sur l'intervalle de température allant de A3 (50 °C) à 600-550 °C. Avec l'augmentation de la teneur en carbone, la part de ferrite de Widmanstätten dans la structure diminue.

On suppose que la ferrite de Widmanstätten se forme par un réarrangement par cisaillement γ-α du réseau, accompagné d'un mouvement ordonné et interdépendant des atomes. Les grains équiaxes de ferrite croissent par un réarrangement diffusif normal du réseau avec transition désordonnée des atomes à travers la frontière γ/α.

L'une des méthodes pour renforcer les aciers consiste à produire une structure avec ferrite hypoeutectoïde contenant des précipités de carbures dispersés. Pour obtenir une telle structure, l'acier doit être chauffé jusqu'à dissolution de carbures spéciaux dans l'austénite, puis refroidi rapidement pour empêcher la précipitation habituelle de carbure directement depuis l'austénite avant le début de la formation de ferrite hypoeutectoïde.

Transformation de la martensite

La transformation martensitique est due à la trempe (refroidissement rapide) de la phase haute température. Les principales caractéristiques de la transformation martensitique dans les aciers au carbone sont :

• La transformation martensitique se produit par refroidissement rapide de l'acier depuis une température au-dessus de A1, par exemple dans l'eau. Du fait du refroidissement rapide, la précipitation diffusif de l'austénite en mélange biphasique ferrite-carbure est supprimée. La concentration en carbone dans la martensite correspond à celle dans l'austénite. La transformation martensitique se produit sans diffusion.
• La transformation de l'austénite en martensite commence à la température de début de martensite (Ms). Ms ne dépend généralement pas de la vitesse de refroidissement. La martensite se forme sur un certain intervalle de température, déterminé par la teneur en carbone de l'acier.
• L'arrêt du refroidissement sur l'intervalle Ms-Mf (fin de martensite) suspend la formation de martensite. Cela distingue la transformation martensitique de la perliteuse. Dans la transformation perliteuse, la transformation se poursuit jusqu'à son terme à température constante sous le point A1, et le résultat final est une disparition complète de l'austénite avec un temps de maintien isotherme suffisant. Avec la transformation martensitique, une certaine quantité d'austénite résiduelle demeure.
• La transformation martensitique n'a pas de période d'incubation. Une certaine quantité de martensite se forme instantanément sous la température Ms.
• Au refroidissement sous Ms, la quantité de martensite augmente rapidement par formation rapide de nouvelles lames. Les lames initialement formées ne croissent pas avec le temps.
• Le réseau martensitique est régulièrement orienté par rapport au réseau austénitique. Une relation d'orientation certaine existe entre les réseaux.

La température Ms caractérise un acier de composition donnée soumis à un prétraitement particulier. Dans un acier donné, la transformation martensitique commence à la même température quelle que soit la vitesse de refroidissement. Cette température dépend de la composition de l'acier et diminue fortement à mesure que la teneur en carbone augmente. Une partie du carbone entre dans les carbures, qui coexistent avec l'austénite. Les carbures se dissolvent dans l'austénite si la température de trempe est augmentée. Par conséquent, la concentration en carbone de l'austénite augmente et le point Ms abaisse.

La formation de martensite est considérée comme un mécanisme de cisaillement de réarrangement du réseau austénitique. Le mécanisme martensitique (par cisaillement) de transformation de phase est bien connu par un mouvement ordonné et interdépendant des atomes sur des distances inférieures à l'espacement interatomique, sans échange de place. Un atome de la phase initiale conserve ses voisins dans la phase martensitique. C'est la caractéristique principale d'un réarrangement de réseau par cisaillement.

Cette nature du réarrangement assure la cohérence de la frontière entre l'ancienne et la nouvelle phase. La cohérence (conjugaison élastique) des réseaux à la frontière entre martensite et phase initiale assure un mouvement très rapide de la frontière vers la matrice même à basses températures. Les atomes se déplacent coopérativement sur des distances inférieures à l'espacement interatomique, entraînant la croissance du cristal de martensite.

Avec la croissance du cristal de martensite, une déformation élastique s'accumule à la frontière de cohérence. En atteignant la limite d'élasticité (Re), la cohérence est perturbée. Les atomes deviennent désordonnés à la frontière entre le cristal de martensite et la matrice initiale. Le mouvement de glissement de la frontière devient impossible. Donc, la croissance du cristal par mécanisme martensitique s'arrête, et ensuite le cristal ne peut croître que par diffusion. Mais la transformation martensitique se produit à basses températures, où la vitesse de diffusion est très faible. Ainsi, après la rupture de la cohérence, on observe peu ou pas de croissance du cristal de martensite.

La transformation polymorphique des solutions solides par mécanisme martensitique se caractérise par l'absence de redistribution diffusif des composants. Les conditions nécessaires pour le mécanisme martensitique de transformation de la phase haute température en phase basse température sont décrites ici. La transformation martensitique n'est pas possible à un faible sous-refroidissement, car dans le cas d'un réarrangement désordonné du réseau, la déformation élastique est déterminée par les changements de volume seulement, alors qu'avec la transformation martensitique, elle dépend en plus de la cohérence des réseaux des cristaux initial et martensitique. À mesure que le degré de sous-refroidissement augmente, le taux de réarrangement désordonné du réseau augmente, atteint un maximum, puis diminue. Pour obtenir le mécanisme martensitique de transformation polymorphique dans le fer, l'acier doit être fortement surchauffé dans le domaine γ puis refroidi très vite pour supprimer le développement de la transformation normale.

Pendant la formation de martensite, il y a réarrangement du réseau fcc de l'austénite en réseau tétragonal bcc de martensite, similaire au réseau bcc de l'α-fer. Le réseau austénitique se transforme en réseau martensitique par la déformation de Bain, consistant en une compression de la maille tétragonale de l'austénite selon l'axe c et une augmentation simultanée des dimensions selon l'axe a. Le degré de distorsion tétragonale du réseau martensitique, c/a, croît directement avec la concentration en carbone de la martensite. Le réseau martensitique conserve sa tétragonalité à température ambiante. La relation d'orientation des phases initiale et martensitique a été établie.

Il existe de nombreuses hypothèses sur la nature de la nucléation martensitique. Beaucoup préconisent une nucléation hétérogène sur des sites de défauts spéciaux dans la matrice initiale.

La martensite se divise en deux types de base selon la morphologie : martensite en lames et martensite massive. Elles diffèrent par la forme, l'arrangement mutuel des cristaux, la sous-structure et le plan d'habitude. La martensite en lames (aiguilles) est plus fréquente dans les aciers à haut carbone. Les cristaux de martensite ont la forme de lames lenticulaires minces. Les lames qui apparaissent en premier traversent l'unité, la divisent en parties séparées, mais ne peuvent pas franchir la frontière de grain de la matrice. Donc, la dimension de la lame est limitée par celle du grain d'austénite. De nouvelles lames de martensite se forment dans les sections d'austénite, leur dimension étant limitée à celle de la section. Si le grain d'austénite est petit, les lames de martensite sont si fines que la structure en aiguilles ne peut être vue sur les micro-sections. Une telle martensite est appelée martensite sans structure, et elle est la plus souhaitable.

La martensite massive (en lames larges) peut être observée dans les aciers à faible et moyen carbone. Les cristaux de ce type sont formés de lames interconnectées ayant approximativement la même orientation. Les lames de martensite massive sont séparées par des joints à faible angle.

Transformation de la bainite

La transformation bainitique est intermédiaire entre les transformations perliteuse et martensitique. La cinétique de transformation de la bainite et la structure formée présentent des caractéristiques à la fois de la transformation perliteuse diffusif et de la transformation martensitique sans diffusion. Un mélange de ferrite et de carbure se forme, appelé bainite. Le mécanisme de transformation bainitique implique le réarrangement γ-α du réseau, la redistribution du carbone et la précipitation de carbure.

La proximité de la transformation bainitique avec ses homologues perliteuse et martensitique s'explique ainsi. Le mouvement diffusif des atomes du composant de base, le fer, est presque complètement supprimé sur la plage de transformation bainitique. La formation γ-α de ferrite est alors difficile en raison de la suppression de la précipitation perliteuse. Cependant, la diffusion du carbone est plutôt active et cause la précipitation de carbures. Sur la plage intermédiaire, les cristaux de phase γ se forment par croissance cohérente comme les lames de martensite. Mais les lames de phase α se forment lentement plutôt qu'instantanément.

C'est parce que sur la plage de température intermédiaire, la phase α ne peut précipiter que depuis la phase γ appauvrie en carbone. Ainsi, la vitesse de croissance des cristaux de phase α dépend de la vitesse d'élimination diffusif du carbone. Dans ce cas, le point de début de martensite Ms dans l'austénite s'élève et la transformation martensitique γ-α a lieu à des températures supérieures à la température Ms typique de l'acier de composition donnée.

Au moment de la transformation martensitique, la concentration en carbone reste inchangée. Seul le réseau cristallin est altéré et une solution α sursaturée se forme. Le carbure précipite après la transformation γ-α.

Il existe une différence entre bainite supérieure et inférieure, formées dans les parties supérieure et inférieure de la plage de température intermédiaire. La frontière conventionnelle entre les deux est proche de 350 °C. La bainite supérieure a une structure plumeuse, tandis que la bainite inférieure montre une morphologie aciculaire, proche de celle de la martensite. La différence de structure est due à la différence de mobilité du carbone dans les parties supérieure et inférieure de la plage de température bainitique.

La sous-structure de phase α de la bainite supérieure ressemble à celle de la martensite massive dans les aciers à faible carbone, tandis que la structure de phase α de la bainite inférieure approche celle de la martensite dans les aciers à haut carbone. Dans la bainite supérieure, les particules de carbure peuvent précipiter aux joints de lames et à l'intérieur des lames, suggérant que les carbures précipitent directement depuis l'austénite. Dans la bainite inférieure, le carbure se trouve à l'intérieur de la phase α, car il se forme pendant la précipitation de la solution solide sursaturée de carbone dans la phase α. Les deux types de bainite montrent une haute densité de dislocations à l'intérieur de la phase α. La Fe₃C est la phase carbure dans la bainite supérieure et la carbure epsilon (Fe₂C) dans la bainite inférieure. Avec l'augmentation du temps de maintien, Fe₂C se transforme en cémentite. Les dimensions du grain d'austénite n'ont pas d'effet sur la cinétique de transformation martensitique.

Revenu

Les processus lors du revenu sont la précipitation et la recristallisation de la martensite. L'acier trempé a une structure métastable. S'il est chauffé, la structure se rapproche de l'équilibre. La nature des processus pendant le revenu est déterminée par trois caractéristiques majeures de l'acier trempé : (i) forte sursaturation de la solution solide martensitique, (ii) haute densité de défauts du réseau cristallin (dislocations, joints à faible et grand angle, macles, etc.), et (iii) présence d'austénite résiduelle.

Le processus principal pendant le revenu de l'acier est la précipitation de la martensite accompagnée de formation de carbures. Selon la température et la durée du revenu, la précipitation martensitique peut comporter trois stades : (i) pré-précipitation, (ii) précipitation de carbures métastables intermédiaires, et (iii) précipitation et coagulation de la cémentite. L'austénite résiduelle peut précipiter simultanément. Comme il y a une haute densité de dislocations dans la martensite, sa sous-structure est similaire à celle d'un acier écroui. Donc, la polygonisation et la recristallisation peuvent se développer pendant le revenu.

Lors du revenu d'acier au carbone, la sursaturation de la solution γ dans l'austénite augmente avec la teneur en carbone. Cela abaisse la température Ms et fait passer de la martensite massive à la martensite en lames. La quantité d'austénite résiduelle augmente aussi.

La ségrégation du carbone représente les premiers changements structuraux pendant le revenu d'acier au carbone. Le carbone ségrégué peut nucléer hétérogènement aux défauts du réseau ou homogènement dans la matrice. La nucléation hétérogène du carbone ségrégué a lieu soit pendant la trempe, soit immédiatement après.

La cémentite se forme à une température supérieure à 250 °C. Deux mécanismes connus de nucléation de Fe₃C sont : (i) précipitation directement depuis une solution solide α sursaturée et croissance des particules de Fe₃C aux dépens de la dissolution de carbures moins stables, et (ii) apparition de Fe₃C par transformation du réseau du carbure intermédiaire en réseau Fe₃C.

Au stade final de la formation de carbure pendant le revenu, la coagulation et la sphéroïdisation des carbures ont lieu. Elles se produisent intensivement à partir de 350-400 °C. À des températures supérieures à 600 °C, toutes les particules de Fe₃C ont une forme sphérique et ne subissent que coagulation.

Une partie substantielle du processus de revenu est consacrée à la précipitation de l'austénite résiduelle accompagnée du dépôt de carbures. La précipitation se produit sur la plage de température de 200 à 300 °C. Pendant le revenu, l'austénite résiduelle se transforme en bainite inférieure.

La diminution de la concentration en carbone de la phase α pendant la formation de carbures entraîne des changements dans la structure de phase. La précipitation martensitique est conventionnellement divisée en deux stades. Le premier stade est atteint en dessous de 150 °C quand la mobilité des atomes de carbone suffit pour former des lames de carbure, mais est insuffisante pour que celles-ci croissent par diffusion du carbone depuis les zones de martensite non précipitée à haute concentration en carbone. Cela résulte en une teneur en carbone non uniforme dans différentes zones de la martensite et donc une inhomogénéité de la martensite quant à sa tétragonalité. Dans les zones à carbure précipité, la tétragonalité est plus faible que dans les zones non précipitée. Deux solutions solides à différentes concentrations en carbone coexistent. Pour cette raison, la précipitation est appelée précipitation biphasée. La précipitation biphasée de la martensite résulte du dépôt de nouvelles particules de carbure dans les zones contenant de la martensite à la concentration initiale en carbone. Les particules de carbure ne croissent pas à ce stade.

Au second stade de précipitation martensitique (150-300 °C), la solution α s'appauvrit en carbone par croissance diffusif des particules de carbure, mais le processus est très lent. La cinétique de précipitation est due à l'appauvrissement rapide de la solution solide en carbone. Ensuite, l'appauvrissement de la solution solide en carbone s'arrête. À 300 °C, environ 0,1 % de carbone reste dans la solution α. Au-dessus de cette température, on ne détecte plus de différence entre le réseau de la solution α et celui de l'α-fer. En dessous de 300 °C, le degré de tétragonalité est encore mesurable. Au-dessus de 400 °C, la solution α devient complètement libre de carbone excédentaire et la transformation de martensite en ferrite est terminée.

Les lames (aiguilles) de martensite de trempe ont une haute densité de dislocations, comparable à celle de l'acier déformé. Cependant, des centres de recristallisation et leur progression vers des grains recristallisés ne sont pas observés, car les particules de carbure bloquent les dislocations et les joints à grand angle. Ce n'est qu'au-dessus de 600 °C, quand la densité des particules diminue par coagulation, que la croissance de recristallisation des grains a lieu par migration des joints à grand angle. Avec cela, les structures morphologiques de martensite en lames disparaissent. Ces processus sont entravés dans les aciers à haut carbone par rapport aux aciers à faible carbone, car la densité de carbures est plus grande. La structure aciculaire est conservée jusqu'à une température de revenu d'environ 650 °C.

Les changements structuraux pendant le revenu modifient les propriétés de l'acier. Ces changements dépendent de la température et du temps de revenu. La dureté diminue à mesure que la température de revenu augmente.

Cinétique de transformation de l'austénite

Diagrammes de transformation isotherme

Il est important de suivre le processus à température constante pour comprendre la cinétique de transformation de l'austénite. Pour cela, on utilise généralement un diagramme de transformation isotherme (DI) qui illustre le processus isotherme de précipitation de l'austénite. Dans le diagramme DI (figure 2), le temps de transformation est en abscisse sur échelle logarithmique et la température en ordonnée. Ce diagramme permet de déterminer la période d'incubation (courbe gauche) et le temps requis pour l'achèvement du processus (courbe droite). L'instant où l'acier franchit les points A3 et A1 pendant la trempe est généralement pris comme référence de temps zéro.

Le temps nécessaire pour atteindre la température du milieu de trempe est fréquemment négligé. Le début et la fin de la transformation sont difficiles à déterminer à partir du comportement de la courbe aux sections initiale et finale. Donc, les lignes du diagramme DI correspondent généralement à un certain volume final transformé, par exemple 2 % et 98 % pour le début et la fin de transformation. La valeur de volume n'est généralement pas indiquée.

Fig 2 Diagramme de transformation isotherme

En plus des courbes ci-dessus, le diagramme DI contient fréquemment des courbes intermédiaires correspondant à certaines valeurs du volume transformé, par exemple 20 %, 50 %, ou 80 %. Une diminution du taux de transformation déplace les courbes de début et fin vers la droite, c'est-à-dire vers des durées plus grandes. Ce phénomène peut être observé si la température de chauffage de trempe augmente par suite d'une diminution du nombre d'inclusions et de la croissance des grains d'austénite. Une augmentation du taux de transformation déplace les courbes vers la gauche. Cela peut s'expliquer par : (i) une diminution de la température de chauffage de trempe, (ii) la présence de carbures ou d'inclusions, et (iii) l'affinage du grain d'austénite. Pour un échantillon d'acier donné, la température correspondant à un taux de transformation maximal (le nez de la courbe sigmoïde) ne change pas significativement, en règle générale.

Diagrammes de transformation en refroidissement continu

Les diagrammes de transformation en refroidissement continu (DCC) considèrent la cinétique de transformation de l'acier eutectoïde. La transformation majeure pendant le refroidissement de recuit est la précipitation eutectoïde de l'austénite en mélange ferrite-carbure. La cinétique de transformation eutectoïde est donnée par les diagrammes DI de l'austénite à 727 °C. La structure obtenue après revenu sous 300 °C est appelée martensite revenue. Une structure aciculaire est observée après revenu à 300-450 °C. Un revenu sur l'intervalle 450-600 °C montre une structure ponctuée distincte. L'austénite est en équilibre thermodynamique stable avec le mélange ferrite-Fe₃C. La stabilité de l'austénite sous-refroidie est définie par une période pendant laquelle l'apparition de produits de précipitation ne peut être détectée par des méthodes conventionnelles. Le degré de sous-refroidissement de l'austénite est le facteur principal déterminant la microstructure de l'acier. Le sous-refroidissement nécessaire est fourni soit par refroidissement continu, soit par traitement isotherme.

Comme vu précédemment, dans les aciers hypoeutectoïdes, la formation de perlite est précédée par la précipitation de ferrite hypoeutectoïde. Avec la diminution de la température de transformation et l'augmentation du sous-refroidissement, la précipitation de ferrite hypoeutectoïde est supprimée. La quantité de perlite augmente et la teneur en carbone devient inférieure à celle de la perlite de l'acier eutectoïde. Dans la région du taux de transformation maximal, les deux courbes fusionnent. Ainsi, une structure purement perliteuse se forme dans l'acier à 0,4 % de C. Dans les aciers à teneur en carbone plus élevée, la précipitation de ferrite ne peut être supprimée même si la teneur en carbone diminue. La précipitation de ferrite précède la formation de perlite même au taux de transformation maximal, mais la quantité de ferrite est moindre qu'à des sous-refroidissements plus faibles.

Ces propositions sont valables pour la précipitation de cémentite dans les aciers hypereutectoïdes, mais elle peut être supprimée même à des sous-refroidissements relativement faibles. Dans ce cas, la teneur en carbone de la perlite devient supérieure à celle de l'acier eutectoïde. Par suite de la suppression de la précipitation de ferrite hypoeutectoïde sous refroidissement continu depuis la région de solution solide γ, le point Ar3 abaisse beaucoup plus vite que Ar1 quand la vitesse de refroidissement augmente. À une certaine vitesse de refroidissement, les deux points fusionnent en un seul, correspondant à la formation d'une structure fine de type perlite sans ferrite.

Sous refroidissement continu, le processus de transformation peut aussi être visualisé comme diagramme en coordonnées temps-température. Il faut analyser le comportement des courbes de refroidissement pour trouver les caractéristiques des processus de transformation. Dans ce diagramme, les lignes de début de ferrite et perlite sont décalées vers des temps plus longs comparé au diagramme DI. Cela est dû à l'augmentation de l'intervalle de température nécessaire pour préparer les processus de transformation dans le réseau austénitique. En conséquence, seule une partie de la période d'incubation nécessaire pour le début de la transformation isotherme est effective. La période d'incubation est la moyenne des longueurs effectives correspondant aux différents intervalles de temps dans la gamme donnée. Cette proposition peut être utilisée pour calculer le comportement de la ligne de début de transformation dans la plage perlite à partir du diagramme DI. Le calcul inverse est aussi possible.

De même que dans la plage perlite, dans la plage de température bainitique, la précipitation de l'austénite sous-refroidie commence après une certaine période d'incubation. La ressemblance de la cinétique de transformation bainitique et perliteuse ne réside pas seulement dans la présence d'une période d'incubation, mais aussi dans le caractère de l'augmentation du volume pendant le maintien isotherme : la fraction du volume transformé d'austénite augmente d'abord avec accélération puis avec décélération. En même temps, comme pour la transformation martensitique, l'austénite résiduelle ne disparaît pas complètement pendant la transformation bainitique. Chaque point de la courbe de fin de bainite correspond à une certaine quantité d'austénite résiduelle. Comme la transformation perliteuse, la transformation bainitique peut avoir lieu à la fois pendant le maintien isotherme et sous refroidissement continu. L'austénite non transformée sur la plage bainitique se transforme partiellement en martensite quand l'acier est refroidi à température ambiante. Comme l'austénite est inhomogène quant à la teneur en carbone après la transformation bainitique, la martensite se forme principalement dans les zones enrichies en carbone.

Pour les aciers hautement alliés, les courbes DI peuvent être séparées par un intervalle de température où l'austénite sous-refroidie est très stable. Dans cet intervalle, la précipitation perliteuse n'a pas lieu pendant de nombreuses heures, alors que le sous-refroidissement est insuffisant pour la transformation bainitique. Dans les aciers au carbone, la transformation bainitique se produit simultanément avec la perliteuse. Les produits de la transformation perliteuse dominent aux températures plus élevées, et ceux de la bainitique aux températures plus basses.

Pendant les transformations de l'austénite au refroidissement dans la plage martensitique, la composante martensite dans la structure apparaît quand la vitesse de refroidissement atteint une certaine valeur. La vitesse de refroidissement minimale à laquelle la composante martensite se forme est appelée taux critique inférieur de refroidissement. La vitesse à laquelle les transformations par mécanismes perliteux et bainitiques sont complètement supprimées est appelée taux critique supérieur de refroidissement (trempe). Si les conditions de formation d'austénite (température d'austénitisation et temps de maintien) et les conditions de refroidissement (vitesse de refroidissement supérieure au taux critique supérieur) sont constantes, la position du point de début de martensite Ms ne dépend que des teneurs en carbone et éléments d'alliage dans l'acier.

Si la vitesse de refroidissement est élevée, le taux de formation des aiguilles individuelles de martensite est aussi élevé, et la transformation austénite-martensite commence à l'atteinte de la température Ms. Elle se poursuit au refroidissement ultérieur vers des températures plus basses. À mesure que la température du milieu de trempe diminue, la quantité de martensite formée augmente d'abord vite puis lentement. Avec l'augmentation de la température de chauffage de trempe (température d'austénitisation), la transformation se déplace aussi vers des températures plus basses car plus d'éléments d'alliage sont mis en solution. Une certaine quantité de martensite peut se former pendant le maintien isotherme, mais elle n'est pas élevée dans les aciers au carbone. L'austénite résiduelle est stabilisée pendant le maintien isotherme. Par conséquent, plus de martensite se forme pendant le refroidissement subséquent. La formation de martensite s'arrête au point Mf. Il existe une relation entre certains facteurs influençant la stabilisation de la martensite. L'effet de stabilisation augmente avec la quantité de martensite dans la structure ou, quantité de martensite égale, avec la température.

Il existe un lien étroit entre les diagrammes DCC et DI. Pour résoudre des problèmes pratiques de traitement thermique, il est parfois nécessaire de savoir comment la vitesse de refroidissement continu affecte la structure formée par transformation de l'austénite. Des efforts ont été faits pour établir la relation entre la cinétique de transformation sous conditions isothermes et sous refroidissement continu, en partant du concept d'additivité des processus de transformation à différentes températures. On a supposé que le maintien de l'austénite sous-refroidie à une température prédéfinie fait partie de la période d'incubation. Cependant, les données calculées et expérimentales ne coïncident satisfaisamment que si la transformation perliteuse est continue.

Si la transformation perliteuse est précédée par précipitation de ferrite eutectoïde ou si les transformations perliteuse et bainitique se produisent simultanément, les données calculées divergent des données expérimentales. La divergence est due aux facteurs : (i) le maintien de l'austénite pendant le temps comptant pour des fractions de la période d'incubation accélère la transformation intermédiaire subséquente aux dépens des processus préparatoires, (ii) la précipitation de ferrite hypoeutectoïde modifie la composition de l'austénite ce qui retarde la transformation intermédiaire subséquente, (iii) la transformation partielle de l'austénite sur la plage intermédiaire réduit le taux de ladite transformation à des températures plus basses et facilite l'augmentation de l'austénite résiduelle due à une redistribution du carbone et enrichissement de la partie non transformée en carbone, et (iv) un changement de vitesse de refroidissement sur la plage martensitique affecte la stabilisation de l'austénite de différentes manières.

Pour ces raisons, des méthodes spéciales de construction de diagrammes thermocinétiques de transformation de l'austénite sous refroidissement continu ont été élaborées pour les aciers non eutectoïdes. À partir de ces diagrammes, on peut déterminer le taux critique de refroidissement de trempe ou continu nécessaire pour achever un stade particulier de précipitation de l'austénite.

On a vu que le diagramme DCC est fonction du diamètre de la barre. Quand l'acier est soumis à un durcissement martensitique, il doit être refroidi depuis la température de trempe de sorte qu'au sous-refroidissement sous le point Ms, l'austénite n'ait pas le temps de précipiter et former un mélange ferrite-carbure. Pour cela, la vitesse de refroidissement doit être supérieure à la valeur critique. Le taux critique de refroidissement est le taux minimum à laquelle l'austénite ne précipite pas en mélange ferrite-carbure. Bien sûr, la vitesse de refroidissement des produits en acier n'est pas uniforme sur leur section. Elle peut être supérieure au taux critique en surface et inférieure au cœur.

Le taux critique de refroidissement à différents points d'un produit peut être déterminé directement à partir d'un diagramme DI. En première approximation, il est donné par la pente de la tangente à la courbe C qui dénote le début de précipitation de l'austénite. Cette méthode donne une valeur environ 1,5 fois le taux critique réel. Le taux de refroidissement peut être déterminé plus précisément avec les diagrammes thermocinétiques. Les intersections des courbes de refroidissement avec les lignes des diagrammes thermocinétiques montrent les températures de début et fin de la transformation correspondante.

À partir du diagramme de transformation, on peut déterminer, par exemple, le taux donnant 40 % de martensite dans la structure ou les taux auxquels toute la transformation se produit dans la plage perlite, c'est-à-dire que le durcissement est omis. Comme les données sur le taux critique de durcissement dépendent du temps de refroidissement et doivent être associées à une température spécifique (où les mesures directes sont pratiquement impossibles), il est préférable de spécifier le temps de refroidissement pour un intervalle de température précis, par exemple du point A3 à 500 °C. Le point A3 est la référence de temps. On peut alors déterminer directement le temps critique de refroidissement K (Km pour durcissement totalement martensitique, Kf pour apparition initiale de ferrite, et Kp pour transformation complète dans la plage perlite).

Comme le temps de refroidissement et la progression du refroidissement subséquent de l'échantillon pendant le durcissement de bout sont connus, le résultat du durcissement peut être déterminé à partir du diagramme de transformation. Il faut se rappeler qu'un diagramme de transformation n'est valable que pour des conditions particulières de fusion et d'homogénéisation. Des écarts de composition ou de dimensions de grains modifient la tendance des courbes thermodynamiques. Cela s'explique par le fait qu'une augmentation de la température et du temps d'homogénéisation, et par conséquent l'agrandissement des grains, augmentent la stabilité de l'austénite. Inversement, l'affinage des grains abaisse le taux critique de refroidissement, car la stabilité de l'austénite diminue avec l'augmentation de l'étendue des joints de grains.

Trempabilité

La profondeur de la zone durcie est appelée trempabilité. C'est l'une des caractéristiques les plus importantes de l'acier. Comme la vitesse de refroidissement n'est pas uniforme le long de la section transversale d'un échantillon, l'austénite peut se transformer en martensite seulement dans les couches superficielles, tandis qu'au centre, l'austénite subit la transformation perliteuse. En premier lieu, la trempabilité dépend du taux critique de refroidissement. L'examen des courbes de température pour différentes zones de l'échantillon montre que la vitesse de refroidissement du cœur d'un produit de grand diamètre est inférieure à la valeur critique, donc le cœur n'est pas durci martensitiquement. La martensite n'est présente que dans la couche superficielle.

Après traitement de durcissement, une pièce volumineuse à grande section peut montrer toute la gamme de structures : transition progressive de martensite près de la surface à troostite-martensite et troostite jusqu'à perlite au centre. La géométrie des échantillons peut influencer le caractère des courbes de refroidissement. Cependant, pour un rapport surface/volume donné, les courbes coïncident généralement. Les plus grands changements de vitesse de refroidissement sont subis par le diamètre des échantillons.

Compte tenu de ce qui précède, pour obtenir un durcissement à cœur de produits volumineux ou un durcissement martensitique complet jusqu'au cœur, il est essentiel d'assurer le taux critique de durcissement sur toute la section transversale. Les diagrammes DI et DCC peuvent être utilisés pour déterminer ce taux. Ils sont généralement tracés pour différents grades d'acier, en tenant compte de la progression du refroidissement dans différentes sections et milieux de trempe.

La trempabilité des aciers dépend de la composition, spécifiquement de la teneur en carbone. Dans les diagrammes de trempabilité, la trempabilité de chaque grade est normalement présentée sous forme de bande de trempabilité. Ces diagrammes existent pour presque tous les grades d'acier. Ils montrent comment obtenir le durcissement d'un produit fait d'un acier particulier.

La trempabilité est aussi catégorisée par les courbes DI. Plus la courbe est décalée vers la droite sur l'axe des abscisses, plus la trempabilité est grande. Cela s'explique par le fait que le décalage vers la droite est dû à une meilleure stabilité de l'austénite.

Une amélioration de la stabilité de l'austénite sous-refroidie et donc une augmentation du taux critique de durcissement mènent à une plus grande profondeur de durcissement. La trempabilité dépend donc de tous les facteurs améliorant la stabilité de l'austénite sous-refroidie. Par exemple, la stabilité peut être augmentée en alliant l'acier au chrome et au tungstène. Ces éléments abaissent le taux de précipitation de l'austénite et peuvent rendre l'acier auto-trempable à l'air. Un acier avec une teneur normale en impuretés est durci à une résistance dix fois supérieure à celle d'un alliage Fe-C pur.

L'élévation de la température de durcissement favorise l'augmentation de la profondeur de durcissement par homogénéisation de l'austénite et agrandissement des grains d'austénite. L'affinage des grains nuit à la trempabilité car les joints de grains affectent la stabilité de l'austénite. La profondeur de durcissement dépend aussi du milieu de trempe. Plus l'intensité de refroidissement est grande, plus la profondeur de durcissement est grande. De plus, la profondeur dépend du diamètre de la section transversale. Le diamètre critique est celui de la plus grande section qui se prête au durcissement à cœur dans un milieu donné. Le diamètre critique diffère selon les milieux et caractérise la trempabilité fournie par une méthode particulière.

La trempabilité affecte les propriétés mécaniques de l'acier. En cas de durcissement à cœur, les propriétés ne diffèrent pas le long de la section. Sinon, elles diminuent de la surface au centre. L'analyse de l'influence de la trempabilité sur les propriétés des aciers revenus après durcissement montre qu'une haute température favorise l'égalisation de la dureté le long de la section. Cependant, la structure des aciers faiblement trempables reste inhomogène. Cela est dû à une structure de grains apparaissant en surface où la martensite se forme pendant la trempe, tandis qu'une structure lamellaire demeure au centre. Une structure de grains est présente sur toute la section de l'acier à durcissement à cœur. Cela détermine le caractère des changements de propriétés des aciers à trempabilité différente. Les propriétés indépendantes de la forme de Fe₃C (Re, allongement spécifique, résilience) diffèrent.

Les propriétés des aciers revenus (contrainte de rupture, Re, résilience, rétrécissement) sont altérées si la ferrite précipite pendant la trempe. Les propriétés mécaniques d'un produit dépendent de sa section transversale. Pour obtenir les meilleures propriétés mécaniques à l'état revenu, une structure de grains doit être assurée sur toute la section ; c'est-à-dire que la trempabilité à cœur doit être assurée à l'état trempé.

Taille de grain

Il est nécessaire de connaître la structure du matériau pour analyser tout processus ou propriété associé aux joints de grains. La plupart des matériaux en acier ont une structure polycristalline et comprennent un ensemble de grains séparés par des joints. Le joint de grain est un des éléments structuraux de base dans les matériaux polycristallins. Il représente une interface entre deux cristaux différemment orientés. C'est une région d'imperfection cristalline, capable de se déplacer et d'adsorber des impuretés. Le joint a une perméabilité diffusif élevée.

Dans les matériaux polycristallins, les joints déterminent la cinétique de nombreux processus. Par exemple, le mouvement des joints de grains contrôle le processus de recristallisation. La haute perméabilité diffusif des joints détermine la cinétique des processus dépendants de la diffusion à températures modérées. La fragilisation du matériau est liée à l'enrichissement des joints en impuretés.

Les joints de grains sont normalement divisés en deux grands groupes : (i) joints à faible angle, et (ii) joints à grand angle. Les joints à faible angle sont des sous-joints de grains avec un angle inférieur à 10 degrés. Ils représentent des réseaux ou parois de dislocations. La structure des joints à grand angle est beaucoup plus complexe. Les progrès dans la compréhension de la structure des joints sont liés à l'élaboration de modèles décrivant les propriétés microscopiques observées.

Détermination de la taille de grain

La taille du grain formé sous un traitement donné est déterminée à partir de micro-sections après attaque. Pour les aciers au carbone et alliés, le réactif utilisé est 1-5 ml HNO₃ + 100 ml alcool éthylique ou méthylique. L'acier austénitique est attaqué dans une solution de sulfate de cuivre-chlorure contenant 10 g sulfate de cuivre, 50 ml acide chlorhydrique et 50 ml eau. Lors de l'attaque des aciers au carbone et faiblement alliés, les réactifs noircissent la perlite et rendent visibles les joints de grains de ferrite, la structure martensitique et les produits de revenu. La vitesse d'attaque augmente avec la quantité d'acide nitrique. Le temps d'attaque va de quelques secondes à une minute. L'attaque de l'acier austénitique révèle la structure austénitique et les joints de grains d'austénite.

La cémentation est aussi utilisée pour révéler les joints de grains d'austénite. Les échantillons sont chauffés à 930 °C dans un milieu cémentant (ex: mélange 40 % BaCO₃ et 60 % charbon de bois), refroidis et attaqués.

Une méthode d'oxydation est également utilisée : les micro-sections sont chauffées sous vide à 20-30 °C au-dessus de la température de trempe et maintenues 3 heures. Ensuite, de l'air est introduit dans le four pendant 30-60 secondes, et les échantillons sont refroidis à l'eau. Avant trempe, il est souhaitable de chauffer les échantillons dans un bain de borax à 930-950 °C pendant 30-40 secondes puis de les refroidir à l'eau. Après ces traitements, les micro-sections sont polies et attaquées dans une solution à 15 % d'acide chlorhydrique dans l'alcool éthylique. Les joints de grains apparaissent comme un réseau d'oxydes.

On utilise aussi la méthode d'attaque des joints de grains d'austénite, la méthode du réseau de ferrite (pour aciers jusqu'à 0,6 % C) ou Fe₃C (pour aciers hypereutectoïdes), et la méthode du réseau perliteux pour les aciers proches de la composition eutectoïde.

La taille de grain est déterminée en comparant la microstructure observée à un grossissement 100x avec des échelles standards (élaborées pour qu'à 100x le nombre de grains N corresponde à la formule « n = 8 × 2ⁿ », n étant le nombre de grains par mm² de surface de micro-section), ou en comptant le nombre de grains par unité de surface, ou en calculant le diamètre nominal moyen des grains ou leur nombre par mm³.

La structure des joints de grains d'austénite produite par chauffage au-dessus des points critiques est importante car les produits de transformation d'austénite formés pendant le refroidissement (martensite, perlite, etc.) apparaissent à l'intérieur des cristaux d'austénite. Un grain d'austénite grossier détermine une structure en lames grossière de martensite pendant la trempe ou un réseau cellulaire grossier de précipités de ferrite (cémentite) au joint des grains d'austénite initiaux pendant le recuit ou la normalisation. La structure perliteuse est aussi plus grossière et plus grand est le grain de perlite.

Comme on le sait, une structure à gros grains d'acier (ferrite-perlite, martensite, etc.) se caractérise par des propriétés mécaniques inférieures. C'est pourquoi une structure à grains fins est souhaitable en pratique.

Affinage de la taille de grain

Il est possible d'affiner une structure à gros grains, ce qui est largement utilisé dans le traitement thermique de l'acier. L'affinage, qui se produit en chauffant les aciers au-dessus de la température Ac3, est lié à la transition à l'état austénitique par nucléation de nombreux centres de la phase austénite. Le développement de ces centres conduit à la formation d'une structure à grains relativement fins. Au-dessus de Ac3, la taille de section transversale du grain est de 10-30 μm. Initialement, la taille de grain est indépendante du grain de la structure de départ. Elle peut être très fine que la structure initiale soit fine ou grossière. Une structure à grains fins de l'austénite restaurée fournit une structure à grains fins de l'acier refroidi quels que soient les composants structuraux (perlite, bainite, martensite) formés. Cela est dû au fait que tous les produits de transformation nucléent à l'intérieur de chaque grain d'austénite séparé.

Les phases excédentaires (ferrite dans l'acier hypoeutectoïde et Fe₃C dans l'hypereutectoïde) précipitent aux joints de petits grains d'austénite, et la transformation perliteuse s'accompagne de l'apparition de colonies de perlite plus petites. Les grains fins d'austénite déterminent la formation de martensite en aiguilles fines. Cela sous-tend l'effet d'affinage associé au chauffage au-dessus de Ac3. Le chauffage au-dessus de Ac3 pendant le recuit complet, la normalisation ou la trempe est suivi de recristallisation. Avec une structure initiale à gros grains, la recristallisation affine les grains à une température de chauffage correspondant à Ac3.

Si la température de chauffage est bien supérieure à Ac3, le grain s'agrandit à nouveau et la correction attendue de la structure pendant la transformation γ-α n'a pas lieu. L'affinage des cristallites est particulièrement prononcé quand la transformation à l'état austénitique commence en de nombreux centres à l'intérieur de la structure initiale. Les centres formés doivent avoir une orientation aléatoire, non liée à l'orientation de la phase α dans la structure initiale. Normalement, ces centres sont en nombre suffisant pour que la taille de grain n'excède pas 15-30 μm. Pendant la précipitation perliteuse de l'austénite, la division d'un grain d'austénite en colonies de perlite, chacune pouvant être considérée comme un grain indépendant, représente aussi un affinage de l'acier.

Mécanismes de renforcement dans l'acier

Il existe quatre mécanismes de renforcement dans l'acier : (i) renforcement par solution solide, (ii) affinage de la taille de grain, (iii) renforcement par dispersion, et (iv) écrouissage.

Le renforcement par solution solide se produit quand le nombre d'atomes d'impuretés dans le réseau de l'élément de base est si faible qu'ils sont incapables de former des phases de précipitation stables ou métastables sous quelque condition de traitement thermique. Cependant, les atomes d'impuretés favorisent l'amélioration des propriétés mécaniques. La présence d'atomes d'impuretés dans le réseau de la matrice entraîne une distorsion du réseau due à la différence de taille entre les rayons atomiques de l'impureté et du composant de base. Cela conduit à l'apparition de champs de déformation élastique, qui retardent le mouvement des dislocations dans les plans de glissement sous l'action des contraintes appliquées. De plus, les atomes d'impuretés peuvent entraver le mouvement des dislocations en formant des atmosphères d'impuretés autour d'elles. Ces deux facteurs jouent un rôle majeur dans le renforcement par solution solide.

Le carbone, statistiquement uniformément distribué dans le réseau du fer α, influence la structure et les propriétés du fer α. La solubilité du carbone dans le fer α est bien inférieure à celle dans le fer γ. Il forme des solutions solides interstitielles avec les deux types de fer. Cependant, alors que le réseau du fer γ a des pores suffisamment grands pour l'implantation d'atomes de carbone, le réseau cubique du fer α souffre. L'introduction d'atomes de carbone provoque une distorsion tétragonale similaire à celle du réseau martensitique, sauf que dans le premier cas la distorsion est bien plus faible. De plus, l'insertion d'atomes de carbone provoque une légère expansion de tout le réseau du fer α. Donc, le carbone affecte les propriétés de la phase α. Il existe une dépendance de la limite d'élasticité (Re) vis-à-vis de la concentration en carbone dans la solution solide α. L'influence du carbone sur la résistance à la déformation plastique de la phase α est due à son interaction forte avec les dislocations ainsi qu'au blocage des dislocations et aux déformations élastiques résultant de la distorsion tétragonale du réseau de la phase α après insertion d'atomes de carbone.

La présence de carbone dans les réseaux des différents composants structuraux formés pendant le traitement thermique de l'acier entraîne aussi des changements dans leurs propriétés mécaniques. Par exemple, la localisation des atomes de carbone insérés principalement dans l'un des sous-réseaux de sites interstitiels pendant la formation de martensite entraîne des distorsions tétragonales additionnelles du réseau cristallin martensitique. Cela augmente la résistance à la déformation plastique par l'interaction entre les champs de contrainte autour des atomes de carbone et ceux aux dislocations. L'influence du carbone dissous dans la phase α sur les propriétés mécaniques de l'acier se manifeste aussi dans la transformation ferrite-perlite. La dissolution d'une partie du carbone dans la phase α suggère que le renforcement par solution solide de cette phase est un des facteurs fournissant les hautes propriétés de résistance des produits de transformation intermédiaires.

L'affinage de la taille de grain a un effet de renforcement sur l'acier. La résilience est particulièrement sensible à la taille de grain d'austénite, et diminue avec l'agrandissement des grains. Une diminution des dimensions des colonies de perlite à l'intérieur du grain d'austénite initial favorise aussi une augmentation de la résilience.

Bien que la taille de grain ait un effet considérable sur la résilience, son influence est faible, voire nulle, sur les propriétés mécaniques individuelles comme la dureté, la contrainte de rupture, la Re et l'allongement spécifique. Seule la taille de grain réelle affecte les propriétés de l'acier, la taille héritée n'a pas d'effet. Cependant, le processus technologique de traitement thermique est déterminé par le grain hérité.

Dans les aciers, la précipitation de solutions solides sursaturées formées pendant la trempe est suivie par la précipitation de particules dispersées enrichies en atomes des éléments d'alliage. La résistance (dureté) des aciers augmente avec la précipitation de ces particules. L'incrément de ces caractéristiques augmente avec la dispersion et la fraction volumique des particules. Ce phénomène est appelé renforcement par dispersion.

La précipitation de solutions solides sursaturées a lieu pendant le chauffage (vieillissement) des aciers trempés. Le renforcement est dû à l'augmentation de la résistance au mouvement des dislocations dans un cristal quand des obstacles (barrières) de tout type se forment. Dans les aciers de vieillissement, les dislocations rencontrent des zones qui retardent leur mouvement. Le caractère de l'interaction entre dislocations mobiles et précipités de la seconde phase peut varier selon la morphologie et la structure de la phase. L'effet total du vieillissement sur les propriétés de résistance est déterminé par : (i) la résistance des précipités formés, (ii) la fraction volumique des précipités, (iii) le degré de dispersion, (iv) morphologie, structure et type de liaison avec la matrice, et (v) température.

Quand une solution solide de carbone dans le fer α est refroidie sous la température A1, le carbone précipite sous forme de Fe₃C avec la baisse de solubilité et la diminution de température. Ce processus se produit sous refroidissement suffisamment lent, accompagné de processus de diffusion, menant à la formation de cémentite. En cas de refroidissement brusque (trempe à l'eau), le carbone n'a pas le temps de précipiter. Une solution solide α sursaturée apparaît. Lors du stockage subséquent à température ambiante (vieillissement naturel), le carbone tend à précipiter de la solution solide. Des zones enrichies en carbone apparaissent principalement dans les sections défectueuses de la matrice. La précipitation du carbone d'une solution solide sursaturée pendant le vieillissement naturel améliore ses propriétés de résistance et sa dureté. Cependant, les propriétés plastiques comme le rétrécissement, l'allongement spécifique et la résilience se détériorent, et le phénomène de renforcement par dispersion est observé.

À mesure que la température de chauffage augmente (vieillissement artificiel), le renforcement par dispersion s'accélère, du fait de l'intensification des processus de diffusion avec l'augmentation de température. Le processus total de précipitation du carbone de la solution solide sursaturée dans le fer α comprend plusieurs processus successifs. Les propriétés mécaniques et la dureté ne sont pas sensibles aux changements structuraux pendant le vieillissement des aciers. Des changements brusques de propriétés indiquent des altérations de l'état structural de l'acier.

Un changement maximal des propriétés mécaniques pendant la précipitation n'est atteint que si les cristaux excédentaires précipitent dans un état hautement dispersé. La coagulation subséquente des cristaux entraîne une dégradation des propriétés.

L'influence des différentes solubilités du carbone dans le fer α sur les propriétés de l'acier (renforcement par dispersion) pendant le vieillissement à basse température est prononcée dans les aciers à faible carbone. Dans les aciers contenant plus de 0,4 % de carbone, ces effets ne sont pas remarqués à cause de l'influence des particules de Fe₃C formées pendant la transformation perliteuse. De plus, la nucléation de la phase précipitante peut être inhibée par la migration du carbone vers les interfaces Fe₃C-ferrite. Par conséquent, la quantité de concentration en carbone aux défauts du réseau diminue.

La déformation plastique à froid accélère grandement la précipitation d'une solution solide sursaturée. Cela est dû à l'augmentation de la densité de dislocations, sites préférentiels de nucléation hétérogène des précipités, ainsi qu'à l'augmentation de la concentration de lacunes, facilitant la diffusion du carbone vers les amas. Les propriétés mécaniques changent pendant le vieillissement après écrouissage de la même manière qu'après trempe : Re, contrainte de rupture et dureté sont modifiées. Avec l'augmentation du temps de vieillissement, l'allongement spécifique et le rétrécissement diminuent et la tendance à la rupture fragile s'accentue. Le taux de changement est plus élevé que dans l'acier trempé. La nature des changements est aussi différente. Alors que dans le vieillissement après trempe, la dureté atteint un maximum puis diminue, après écrouissage la dureté ne diminue pas avec le temps de vieillissement. À mesure que la température de vieillissement augmente, la dureté maximale de l'acier trempé baisse, alors qu'après écrouissage la dureté est indépendante de la température de vieillissement. Cela s'explique par le fait qu'une quantité considérable de carbone est concentrée près des dislocations. Peu ou pas d'amas ne nucléent dans la matrice homogènement. Par conséquent, les amas ne peuvent pas croître aux dépens d'autres amas, c'est-à-dire qu'ils ne peuvent pas coaguler.

Une méthode importante pour renforcer les aciers est le renforcement par déformation. Le renforcement obtenu par déformation cristalline peut être jugé à partir de la forme des courbes contrainte-déformation. La forme réelle de ces courbes dépend largement du type de réseau cristallin du métal, de sa pureté et de son traitement thermique.

Dans le cas des aciers à réseau cubique, les courbes de renforcement sont paraboliques, alors que pour les métaux à réseau hexagonal, on observe une dépendance presque linéaire entre contrainte et déformation. Cela suggère que le renforcement par déformation plastique est déterminé principalement par l'interaction des dislocations et est associé aux changements structuraux qui retardent le mouvement des dislocations. Les métaux à réseau hexagonal sont moins sujets au renforcement par déformation que les aciers à réseau cubique car le réseau hexagonal a moins de systèmes de glissement faciles. Dans les aciers à réseau cubique, le glissement se produit dans plusieurs plans et directions se croisant.

Il y a trois stades pendant l'écrouissage. Le premier est dû au glissement facile. Il dépend de l'orientation du cristal par rapport aux forces extérieures et de la présence d'impuretés. Ce stade se caractérise par une dépendance linéaire des contraintes de déformation par rapport à la déformation à un faible taux d'écrouissage. Les dislocations glissent généralement dans les systèmes primaires.

Au second stade, le taux d'écrouissage est bien plus élevé. Les dislocations se déplacent dans des plans de glissement se croisant et, en se heurtant, forment des obstacles additionnels à leur mouvement. Cet état est le plus étendu dans la courbe contrainte-déformation. Le rapport entre le taux d'écrouissage et le module de cisaillement (ou toute autre constante élastique) est presque indépendant de la contrainte appliquée et de la température. Il dépend peu de l'orientation cristalline et de la présence d'impuretés.

Au troisième stade, des changements sont possibles dans la distribution des dislocations. Elles peuvent soit contourner les obstacles qui retardent leur mouvement au second stade, soit interagir avec d'autres dislocations. Par conséquent, le taux d'écrouissage est plus faible qu'au second stade. À ce stade, une relaxation partielle des contraintes peut se produire par l'apparition du système de glissement secondaire. La réduction de la distorsion peut avoir pour résultat que la déformation continue dans le système primaire, qui se débarrasse d'un certain nombre de dislocations passant au système secondaire. Une caractéristique de la déformation au troisième stade est le développement d'un glissement croisé représentant le mécanisme principal par lequel les dislocations contournent les obstacles formés au second stade.

Procédés de traitement thermique pour les aciers

Il existe trois procédés de base pour le traitement thermique des aciers : (i) recuit, (ii) trempe, et (iii) revenu.

Recuit

Le recuit des aciers comporte différentes méthodes : (i) recuit de diffusion, (ii) adoucissement, (iii) recuit de recristallisation de phase ou recuit complet (normalisation, recuit à haute température ou à gros grains, perlitation), et (iv) recuit de détente et recristallisation.

L'objectif du recuit de diffusion est d'éliminer, autant que possible, les inhomogénéités de composition chimique, en particulier les inhomogénéités de liquation survenant pendant la cristallisation des aciers. Ce recuit se fait généralement dans la gamme de la solution solide γ à 1100-1300 °C. Il peut être utilisé principalement pour lisser une différence de teneur en éléments d'alliage due à la liquation inter-cristalline. Cela se manifeste par l'effacement des dendrites avec l'augmentation de température et du temps de chauffage. Les différences de micro-dureté sont éliminées simultanément. La dureté globale de l'acier diminue car les régions de liquation à haute dureté sont éliminées. Une dureté moyenne est atteinte. Le succès du recuit de diffusion dépend largement de la pureté de l'acier et de la liquation. Ce type de recuit est généralement utilisé pour améliorer les propriétés des aciers de pureté moyenne.

L'adoucissement vise à produire une structure de perlite globulaire, très tendre et se prêtant bien à la déformation lors du filage et laminage à froid. Les aciers à faible teneur en carbone deviennent trop tendres après ce traitement. La structure de perlite globulaire est favorable dans les aciers à plus de 0,5 % de carbone. Un autre but de l'adoucissement est de produire une structure fine uniforme avec du carbone finement dispersé après trempe. La méthode la plus simple consiste en un maintien de plusieurs heures à une température légèrement supérieure à Ac1. Dans ce cas, la martensite résiduelle du traitement précédent est éliminée et l'écrouissage causé par le travail à froid est supprimé. Le refroidissement après adoucissement peut se faire à l'air à partir de 600 °C. L'affinage de la structure soumise à l'adoucissement n'est atteint qu'au-dessus du point A1.

Le recuit de recristallisation de phase consiste en une double transformation γ-α, ce qui conduit à l'apparition d'une structure fine uniforme, complètement différente de la structure initiale. L'affinage du grain pendant la normalisation fait disparaître les structures de Widmanstätten et à gros grains de coulée, aux mauvaises propriétés mécaniques. L'inhomogénéité de la structure à l'état écroui est éliminée. Plus la température de recuit est proche de Ac3 et plus le temps de maintien est court, plus le grain est fin. L'affinage est aussi favorisé si les vitesses de chauffage et de refroidissement sont augmentées.

Dans la normalisation, le refroidissement se fait à l'air. Il faut tenir compte des différentes vitesses de refroidissement le long de la section de gros produits. Les contraintes thermiques résultantes sont éliminées par recuit de détente ou revenu à haute température. Pour obtenir une structure à grains fins, le refroidissement rapide ne se fait que sur l'intervalle de température de transformation. La température de chauffage pour normalisation ne doit pas être bien supérieure au point de transformation, sinon le grain devient trop grossier (surchauffe). Un temps de maintien excessif a le même résultat. La température optimale est déterminée par la teneur en carbone.

Le recuit de détente et recristallisation élimine les contraintes macroscopiques présentes dans les aciers écrouis à froid par accumulation de dislocations et distorsions du réseau. Normalement, ces contraintes sont très élevées. Les changements de propriétés pendant l'écrouissage à froid peuvent être rectifiés lors du chauffage subséquent. Plus le degré d'écrouissage est grand, plus la température de chauffage est basse. Selon la température et le temps de recuit, divers changements structuraux se produisent dans un matériau écroui à froid. Les changements sont divisés en processus de récupération et recristallisation.

La récupération est l'ensemble de tout processus spontané de variation de la densité et distribution des défauts avant le début de la recristallisation. Si elle se passe sans formation et migration de sous-joints de grains à l'intérieur des grains recristallisés, on l'appelle restauration. Si des sous-joints se forment et migrent à l'intérieur des cristallites, la récupération est appelée polygonisation.

La restauration n'inclut pas de période d'incubation. Les propriétés commencent à changer dès le début du recuit. Elle s'accompagne d'une redistribution des défauts ponctuels dont la concentration diminue ensuite de la concentration excédentaire à la concentration d'équilibre. Simultanément, les dislocations sont redistribuées et les dislocations de signe opposé s'annihilent.

La structure de l'acier commence à changer drastiquement à partir d'une certaine température de recuit. De nouveaux grains plutôt équilibrés apparaissent avec les grains écrouis allongés. Ils diffèrent des grains de la matrice déformée par une structure interne plus parfaite. Contrairement à la structure polygonisée, les grains recristallisés sont séparés de la matrice par des joints à grand angle.

La formation et la croissance de grains à structure plus parfaite, entourés de joints à grand angle, aux dépens des grains initialement écrouis à froid de la même phase, est appelée recristallisation primaire. La recristallisation commence par une période d'incubation. Le taux augmente d'abord de zéro à un maximum puis diminue du fait du nombre croissant de nouveaux grains en contact.

Les inclusions d'impuretés insolubles (carbures, nitrures) abaissent la tendance à la croissance des grains recristallisés. C'est particulièrement important pour les aciers ferritiques, sujets à la croissance de grains. Une autre phase peut précipiter pendant la recristallisation dans les aciers alliés soumis à un fort écrouissage.

Parfois, une croissance intensive de cristaux individuels est observée après forte déformation et long maintien (plusieurs jours) à des températures proches du point de fusion. Ce phénomène est appelé recristallisation secondaire ou collective.

Trempe

La trempe est le traitement de renforcement. Elle consiste en un refroidissement depuis la gamme de température de la solution solide à une vitesse telle que les transformations dans les plages primaire et bainitique sont supprimées et la martensite se forme. Dans cet état, l'acier a la propriété de dureté maximale. On distingue : (i) trempe normale, utilisée principalement pour les aciers à carbone moyen et élevé, et (ii) trempe après traitement thermo-chimique (cémentation, cyanuration haute température, etc.), utilisée pour les aciers à faible carbone.

Pour la trempe normale assurant une vitesse de refroidissement requise, différents milieux et méthodes sont utilisés. L'eau, l'huile ou l'air peuvent servir de milieu. Beaucoup d'aciers alliés, à haute stabilité d'austénite, sont soumis à une trempe par paliers. Avec cette méthode, la chute de température est moindre qu'avec un refroidissement direct à température ambiante, et par conséquent les contraintes de trempe sont moindres.

Une certaine quantité d'austénite est retenue pendant la trempe même dans les aciers à teneur en carbone relativement faible. C'est pourquoi il est impossible de conférer la dureté maximale à une pièce. Comme l'austénite est stable à température ambiante et passe à la martensite à des températures plus basses, les aciers reçoivent un traitement sous-zéro. Sous ce traitement, la trempe se poursuit et les aciers à haute teneur en austénite résiduelle sont immergés dans l'azote liquide (N₂) ou des mélanges de trempe dont la température est sous 0 °C.

Pour la trempe de surface (si seule la couche superficielle doit être durcie à une profondeur prédéfinie), des programmes de chauffage de trempe spéciaux sont utilisés. La surface est entièrement chauffée, tandis que le cœur reste froid et non trempé au refroidissement rapide subséquent. Le choix de l'acier pour la trempe de surface est régi par la sensibilité de l'acier au chauffage et refroidissement rapides. Pour cette raison, la concentration en carbone est limitée à 0,7 % pour éviter la fissuration.

Parmi les défauts de trempe, les principaux sont le maintien excessif et la surchauffe. Ils se manifestent par l'agrandissement des aiguilles de martensite et une fracture à gros grains. Cela conduit à une fragilité élevée de l'acier trempé et à la formation de fissures. Les fissures se forment fréquemment aux joints de grains d'austénite initiaux. Une température de trempe trop basse ou un temps de maintien trop court cause une trempe incomplète : l'acier trempé est insuffisamment dur.

La cémentation est le traitement thermo-chimique associé à la saturation superficielle de l'acier en carbone et azote. Ces éléments se dissolvent rapidement dans le fer par méthode interstitielle et peuvent diffuser rapidement à une profondeur considérable. Les aciers à faible carbone sont soumis à cémentation, généralement à 900-950 °C. La cémentation gazeuse est la plus utilisée, où l'acier est chauffé dans une atmosphère générée à partir d'un gaz contenant principalement du méthane (CH₄) ou d'hydrocarbures liquides (kérosène, essence, etc.). Elle vise l'enrichissement de la couche superficielle en carbone. Le renforcement spécifique de cette couche est obtenu par trempe après cémentation. Le volume spécifique de la couche cémentée trempée est plus grand que celui du cœur, d'où des contraintes de compression considérables dans la couche, améliorant la résistance à la fatigue.

La cyanuration consiste en la saturation de la surface des aciers en carbone et azote dans un bain de sel contenant du cyanure. Le rapport C-N₂ dans la couche de diffusion est contrôlé en changeant la composition du milieu et la température. Les avantages sur la cémentation sont un temps de traitement plus court et une amélioration de la résistance à l'usure et à la corrosion (grâce à la présence d'azote dans la couche superficielle).

Revenu

Le but principal du revenu est de fournir une structure dispersée à un degré de refroidissement prédéfini. Dans le cas des aciers à faible carbone, la trempe sert de revenu même sans revenu à haute température : l'acier a une haute viscosité et une résistance relativement élevée.

Quand certains aciers sont trempés dans l'huile, une structure se forme même pendant la transformation dans la plage bainitique, plus dispersée que celle après refroidissement à l'air. Mais la distribution la plus dispersée des carbures et les propriétés les plus favorables sont obtenues après revenu de martensite. La dispersion de la structure a l'effet le plus fort sur la Re. L'amélioration de la contrainte de rupture et Re et l'augmentation du rapport contrainte de rupture/Re peuvent servir de mesure de l'efficacité du revenu. L'efficacité dépend de la section transversale et de la teneur en carbone et éléments d'alliage.

Bien que pour obtenir un trempage à cœur il faille dépasser le taux critique sur toute la section, le revenu complet ne nécessite pas cette procédure. Par exemple, dans un acier trempé ayant martensite en zone superficielle et perlite au cœur, la dureté du cœur peut parfois être supérieure à celle de la zone superficielle après revenu. C'est particulièrement le cas lors d'un revenu court où la précipitation de carbures depuis la martensite est plus rapide que la coagulation des lames de perlite.

Le revenu d'aciers hypoeutectoïdes sans ferrite libre donne une structure améliorée uniforme. En présence de précipités de ferrite, le rapport contrainte de rupture/Re diminue et la résilience est moindre qu'en zone superficielle. Donc, en choisissant la teneur en carbone et éléments d'alliage et les conditions d'austénitisation et refroidissement, la taille du produit à revenir doit être considérée. Pour que le revenu donne des propriétés adéquates, il suffit souvent de supprimer la formation de ferrite pendant le refroidissement continu. Seulement quand une très haute contrainte de rupture est requise, un refroidissement brusque est utilisé pour le revenu. Dans ce cas, la susceptibilité au revenu complet peut être améliorée en augmentant la température de trempe et donc en agrandissant la taille de grain austénitique.